(57)【要約】低温衝撃靭性に優れた鋼線材及びそれを製造する方法が開示される。本発明の一実施例に係る低温衝撃靭性に優れた鋼線材は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．４０〜０．９０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１１〜２５％、銅（Ｃｕ）：１．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０２０％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１０〜０．０５０％、窒素（Ｎ）：０．００１０〜０．００５０％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、微細組織は、面積分率で、９５％以上のオーステナイト相を含み、上記オーステナイト結晶粒内に形成された変形双晶の体積分率が１〜８％である。これにより、産業機械、若しくは、自動車部品などに使用される低温衝撃靭性に優れた鋼線材を提供することができる。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、炭素（Ｃ）：０．４０〜０．９０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１１〜２５％、銅（Ｃｕ）：１．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０２０％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１０〜０．０５０％、窒素（Ｎ）：０．００１０〜０．００５０％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、前記炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）の含量は下記関係式１を満たし、
微細組織は、面積分率で、９５％以上のオーステナイト相を含み、前記オーステナイト結晶粒内に形成された変形双晶（Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｔｗｉｎ）の体積分率が１〜８％であることを特徴とする低温衝撃靭性に優れた線材。
［関係式１］
９＜Ｃ×Ｍｎ＜１１
（但し、前記関係式１において、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）のそれぞれは、該当元素の重量基準含量を意味する。）
【請求項２】
前記オーステナイトの結晶粒度は３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性に優れた線材。
【請求項３】
前記双晶の厚さは１５〜３５ｎｍであることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性に優れた線材。
【請求項４】
前記双晶のラメラ間隔は４０〜１００ｎｍであることを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性に優れた線材。
【請求項５】
前記線材は＜１１１＞と＜１００＞繊維集合組織（Ｆｉｂｅｒ  Ｔｅｘｔｕｒｅ）を含むことを特徴とする請求項１に記載の低温衝撃靭性に優れた線材。
【請求項６】
質量％で、炭素（Ｃ）：０．４０〜０．９０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１１〜２５％、銅（Ｃｕ）：１．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０２０％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１０〜０．０５０％、窒素（Ｎ）：０．００１０〜０．００５０％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、前記炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）の含量は下記関係式１を満たす鋼材を準備する段階と、
前記鋼材を再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼材を熱間圧延する段階と、
前記熱間圧延された鋼材を冷却する段階と、
前記冷却された鋼材を１０〜３０％の断面減少率で冷間伸線する段階と、
を含むことを特徴とする低温衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
［関係式１］
９＜Ｃ×Ｍｎ＜１１
（但し、前記関係式１において、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）のそれぞれは、該当元素の重量基準含量を意味する。）
【請求項７】
前記再加熱は９５０〜１０５０℃の温度範囲で行うことを特徴とする請求項６に記載の低温衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
【請求項８】
前記熱間圧延は７５０〜８５０℃の温度範囲で仕上げ熱間圧延することを特徴とする、請求項６に記載の低温衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
【請求項９】
前記冷却は１〜５℃／ｓの速度で行うことを特徴とする請求項６に記載の低温衝撃靭性に優れた線材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温衝撃靭性に優れた線材及びその製造方法に係り、より詳しくは、産業機械、若しくは、自動車部品などに使用される低温衝撃靭性に優れた鋼線材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境汚染の主因とされる二酸化炭素の排出を減らす試みが世界的な関心事となっており、その一環として、自動車の排気ガスを規制する動きが活発化している。このような動きに対して、自動車メーカーは、燃費向上を通じてこの問題を解決しようとしているが、燃費向上のためには、自動車の軽量化及び高性能化が必要とされ、自動車用素材及び部品についても更なる高強度化が要求されている。また、外部衝撃に対する安定性の向上も要求されており、素材又は部品においても、衝撃靭性が重要な物性として認識されている。
【０００３】
線材において、フェライト又はパーライト組織は、高強度で優れた衝撃靭性を確保することに限界がある。これらの組織を有する素材は、通常、衝撃靭性に優れるものの、強度が相対的に低い傾向にある。また、強度を高めるために冷間伸線を行うと、高強度を得ることはできるものの、衝撃靭性が強度の上昇に比例して急激に低下するという短所がある。
【０００４】
高強度と優れた衝撃靭性を同時に実現するためには、ベイナイト組織又は焼戻しマルテンサイト組織を用いることが一般的である。しかしながら、この場合も、常温では衝撃靭性に優れているが、０℃未満の温度では、衝撃特性が大きく低下するという短所がある。
【０００５】
数多くの産業機械及び自動車部品では、高強度だけでなく、低温での優れた衝撃靭性に対する要求が日々増加しており、かかる線材の開発が強く求められている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、高い強度を有し、低温環境においても優れた衝撃靭性を有する線材、及びそれを製造する方法を提供しようとするものである。
【０００７】
本発明が解決しようとする課題は、上述した課題に限定されるものではなく、言及されていない他の課題についても、以下の記載から当業者が明確に理解できるものである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．４０〜０．９０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１１〜２５％、銅（Ｃｕ）：１．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０２０％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１０〜０．０５０％、窒素（Ｎ）：０．００１０〜０．００５０％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなり、上記炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）の含量は下記関係式１を満たし、微細組織は、面積分率で、９５％以上のオーステナイト相を含み、上記オーステナイト結晶粒内に形成された変形双晶（Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ  Ｔｗｉｎ）の体積分率が１〜８％である低温衝撃靭性に優れた線材を提供する。
【０００９】
［関係式１］
９＜Ｃ×Ｍｎ＜１１
（但し、上記関係式１において、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）のそれぞれは、該当元素の重量基準含量を意味する。）
【００１０】
また、本発明は、上記組成及び関係式１を満たす鋼材を準備する段階と、上記鋼材を再加熱する段階と、上記再加熱された鋼材を熱間圧延する段階と、上記熱間圧延された鋼材を冷却する段階と、上記冷却された鋼材を１０〜３０％の断面減少率で冷間伸線する段階と、を含む低温衝撃靭性に優れた線材の製造方法を提供する。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の線材によると、積層欠陥エネルギー及び微細組織を一定の水準に調節することで、産業機械及び自動車用素材や部品において要求される高強度及び低温衝撃靭性に優れた線材を提供することができる。
【００１２】
これによって、従来の高強度鋼における低温衝撃靭性が劣位なために適用できなかった領域に対して、上記鋼材を幅広く適用することができるという長所がある。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、本発明の線材について詳細に説明する。
【００１４】
先ず、本発明の線材について詳細に説明する。本発明の線材は、質量％で、炭素（Ｃ）：０．４０〜０．９０％、シリコン（Ｓｉ）：０．５〜１．０％、マンガン（Ｍｎ）：１１〜２５％、銅（Ｃｕ）：１．０〜３．０％、リン（Ｐ）：０．０２０％以下、硫黄（Ｓ）：０．０２０％以下、アルミニウム（Ａｌ）：０．０１０〜０．０５０％、窒素（Ｎ）：０．００１０〜０．００５０％、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる。
【００１５】
以下、本発明に係る線材の鋼成分及び組成範囲について詳細に説明する（以下、質量％）。
【００１６】
炭素（Ｃ）：０．４０〜０．９０％
炭素は、強度を確保するための必須の元素で、鋼中に固溶されて積層欠陥エネルギーを変化させ、冷間加工時の変形モードを切り替える。上記炭素の含量が０．４０％未満であると、積層欠陥エネルギーが過度に低く、転位の増殖及び変形双晶の形成が活発でないため、目標の強度を得ることが難しく、０．９０％を超えると、過剰の炭素含量によって冷却中に粒界炭化物が形成され、粒界脆化を誘発するため、延性及び衝撃靭性が急激に低下する恐れがある。よって、本発明では、炭素の含量を０．４０〜０．９０％とすることが好ましい。
【００１７】
シリコン（Ｓｉ）：０．５〜１．０％
シリコンは、添加時にオーステナイトに固溶されて鋼材の固溶強化、転位強化、及び変形双晶の形成による強度向上に有効な元素である。特に、シリコンの添加によって、積層欠陥エネルギーが変化し、転位の増殖及び変形双晶の形成が活発になるため、これによる強度上昇の効果は相当なものである。上記シリコンの含量が０．５％未満であると、シリコンの添加による効果が微々たるものとなり、１．０％を超えると、強度が大きく増加するが、延性及び衝撃靭性は急激に減少する恐れがある。よって、本発明では、シリコンの含量を０．５〜１．０％とする。
【００１８】
マンガン（Ｍｎ）：１１〜２５％
マンガンは、オーステナイトに固溶されてオーステナイト相（Ｐｈａｓｅ）を非常に安定させ、積層欠陥エネルギーを増加させることによって転位の増殖及び変形双晶の形成を活発にさせる元素である。上記マンガンの含量が１１％未満であると、積層欠陥エネルギーが低いため、冷間伸線又は冷間加工中にε−マルテンサイト（エプシロンマルテンサイト）が生成し、脆性が発生する恐れがあり、２５％を超えると、経済的に不利になるだけでなく、熱間圧延を目的として再加熱するとき、内部酸化が激しくなり、表面品質が悪くなるという問題が発生することがある。よって、本発明では、マンガンの含量を１１〜２５％とする。
【００１９】
銅（Ｃｕ）：１．０〜３．０％
銅は、オーステナイト相を安定化させる主要元素の一つであり、積層欠陥エネルギーを増加させることによって、冷間伸線時にも転位の増殖及び変形双晶の形成に大きく寄与する。また、銅は、高強度鋼において重要とされる水素遅延破壊に対する抵抗性を大きく高める元素である。上記銅の含量が１．０％未満であると、銅の添加による効果を期待することができず、３．０％を超えると、熱間圧延性が劣化し、表面欠陥を誘発する恐れがある。よって、本発明では、銅の含量を１．０〜３．０％とする。
【００２０】
リン（Ｐ）：０．０２０％以下
上記リンは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させ、遅延破壊抵抗性を減少させる主な原因となるため、できるだけ含まないことが好ましい。よって、本発明では、その上限を０．０２０％に限定する。
【００２１】
硫黄（Ｓ）：０．０２０％以下
上記硫黄は、結晶粒界に偏析して靭性を低下させ、低融点硫化物を形成させて熱間圧延を阻害するため、できるだけ含まないことが好ましい。よって、本発明では、その上限を０．０２０％に限定する。
【００２２】
アルミニウム（Ａｌ）：０．０１０〜０．０５０％
アルミニウムは、強力な脱酸元素で、鋼中の酸素を除去することで清浄度を高めるだけでなく、鋼中に固溶された窒素と結合してＡｌＮを形成し、結晶粒微細化によって衝撃靭性を向上させることができる。上記アルミニウム含量が０．０１０％未満であると、その添加効果を期待することが難しく、０．０５０％を超えると、アルミナ介在物が多量生成して機械的物性を大きく低下させる恐れがある。よって、本発明では、アルミニウムを０．０１０〜０．０５０％とする。
【００２３】
窒素（Ｎ）：０．００１０〜０．００５０％
上記窒素は、積層欠陥エネルギーを変化させて強度の上昇を誘発させ得る元素である。上記窒素の含量が０．００１０％未満であると、その添加効果を期待することが難しく、その含量が０．００５０％を超えると、却って衝撃靭性には不利に作用する恐れがある。よって、本発明では、その含量を０．００１０〜０．００５０％とすることが好ましい。
【００２４】
上記組成以外に、残りはＦｅ及び不可避不純物からなる。本発明では、上記言及した合金組成に加えて、他の合金の追加を排除しない。
【００２５】
一方、本発明の線材には、上記炭素及びマンガンが下記関係式１を満たすように含有されることが好ましい。
【００２６】
［関係式１］
９＜Ｃ×Ｍｎ＜１１
（但し、上記関係式１において、炭素（Ｃ）及びマンガン（Ｍｎ）のそれぞれは、該当元素の重量基準含量を意味する。）
【００２７】
本発明において、上記炭素及びマンガンは積層欠陥エネルギーを増加させるが、温度が低くなるほど積層欠陥エネルギーが減少する現象を用いて炭素及びマンガンの含量を適宜調節することで、積層欠陥エネルギーを２０〜２５ｍＪ／m2の範囲に調節する。本発明は、常温では双晶の変形機構（ＴＷＩＰ）を活用して高強度の非調質線材を提供し、低温では変形誘起マルテンサイト変態（ＴＲＩＰ）によって優れた衝撃靭性を達成する。
【００２８】
より具体的に説明すると、本発明の線材は、常温での冷間加工によって転位の増殖及び変形双晶の形成を活発化させることができ、加工硬化率を大きく増加させ、目標とする高強度を得ることができる。また、本発明の線材を用いると、低温では、外部変形や衝撃を加える場合、転位の増殖や変形双晶の形成よりは、マルテンサイト変態の発生が更に容易になるため、衝撃靭性が大きく向上するようになる。
【００２９】
本発明者らは、上記のような点に着目して研究と実験を重ねた結果、上記炭素及びマンガンの関係が、質量％を基準として９＜Ｃ×Ｍｎ＜１１を満たすとき、低温衝撃靭性に優れたオーステナイト組織の線材を提供することができることを確認し、上記関係式１を提示するに至った。上記Ｃ×Ｍｎの値が９以下であると、積層欠陥エネルギーが過度に低いため、常温変形時に双晶による変形機構が現れず、上記Ｃ×Ｍｎの値が１１以上であると、積層欠陥エネルギーが過度に高く、常温変形時に双晶による強度の向上効果は得られるが、低温での変形誘起マルテンサイト変態による衝撃靭性の向上効果は得ることが困難である。
【００３０】
以下、本発明の微細組織について詳細に説明する。
【００３１】
本発明の線材は、微細組織がオーステナイト単相からなることが好ましい。面積分率で、１００％のオーステナイト相からなる微細組織を有することが最も好ましい。但し、操業工程を考慮して、本発明の技術的効果を達成するためには、本発明に係る線材は、面積分率で、９５％以上のオーステナイトからなることが好ましい。
【００３２】
鋼中にε−マルテンサイト又は粒界炭化物が生成されると、鋼材は脆性が発生する可能性が大きくなるため、上記組織はできるだけ含まないことがことが好ましい。上記ε−マルテンサイト又は粒界炭化物は、本発明の物性を損なわないように、面積分率で５％以下の範囲で含まれることが好ましい。このようなε−マルテンサイト又は粒界炭化物の生成を抑えるために、本発明では、上記のように適切な成分の制御とともに、鋼材の熱間圧延後、冷却時に冷却速度を調節することによって、上記目的を効果的に達成することができる。
【００３３】
一方、本発明の線材は、上記オーステナイトの結晶粒度が３０μｍ以下であることが好ましい。上記結晶粒度が３０μｍを超えると、衝撃靭性の向上効果が十分に得られないため、熱間圧延温度及び冷却速度を調節することで、結晶粒度が３０μｍ以下になるように管理する。一方、後述する本発明の製造方法において、冷間伸線工程を行うことによって、結晶粒が長さ方向に延伸するが、平均的な結晶粒度には大きな変化がない。
【００３４】
また、本発明の線材は、上記オーステナイト結晶粒内に変形双晶が体積分率で１〜８％形成されることが好ましい。上記変形双晶が体積分率で１％未満であると、目標とする強度が得られず、８％を超えると、目標の強度を超えており、さらに、衝撃靭性も急激に減少する恐れがある。
【００３５】
上記変形双晶の厚さは１５〜３５ｎｍであり、その双晶のラメラ間隔（Ｔｗｉｎ  Ｉｎｔｅｒ−Ｌａｍｅｌｌａｒ  Ｓｐａｃｉｎｇ）は、４０〜１００ｎｍの範囲を有することが好ましいが、変形双晶の厚さが１５ｎｍ未満、又は、ラメラ間隔が４０ｎｍ未満であると、目標の強度を超えており、好ましくない。上記変形双晶の特性は、後述するように、冷間伸線時に減面率を１０〜３０％に制御することによって効果的に達成することができる。
【００３６】
また、本発明において上記線材は、＜１１１＞と＜１００＞繊維集合組織（Ｆｉｂｅｒ−Ｔｅｘｔｕｒｅ）からなることが好ましい。これは、冷間伸線時に結晶粒が上記＜１１１＞と＜１００＞方向に回転することで、変形双晶の生成が容易になり、これらの変形双晶の活発な形成によって加工硬化率が向上し、目標の強度に到達するようになるためである。
【００３７】
以下、本発明の製造方法について詳細に説明する。本発明に係る線材の製造方法は、上述した組成を満たす鋼材を準備する段階と、上記鋼材を再加熱する段階と、上記再加熱された鋼材を熱間圧延する段階と、上記熱間圧延された鋼材を冷却する段階と、上記冷却された鋼材を冷間伸線する段階と、を含む。
【００３８】
先ず、上述した組成範囲を満たす鋼材を準備する。その後、上記鋼材を再加熱する。本発明で採用できる再加熱の温度範囲は９５０〜１０５０℃が好ましい。上記再加熱温度が９５０℃未満であると、熱間圧延中に鋼材の温度が過度に低下して、表面欠陥を誘発する可能性が高くなり、１０５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒の成長が粗大になって機械的性質を劣化させるため、再加熱は９５０〜１０５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
【００３９】
次いで、上記再加熱された鋼材を熱間圧延する。上記熱間圧延の仕上げ熱間圧延温度は７５０〜８５０℃の範囲で管理することが好ましい。上記仕上げ熱間圧延温度が７５０℃未満であると、鋼材の表面欠陥を誘発する可能性が高く、８５０℃を超えると、結晶粒が微細にならず、所望の機械的性質を得ることができないため、仕上げ熱間圧延は７５０〜８５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。
【００４０】
上記仕上げ熱間圧延後、熱間圧延された鋼材を冷却する。上記冷却は、冷却開始温度から冷却終了温度までの区間を１〜５℃／ｓの冷却速度で冷却することが好ましい。上記冷却速度が１℃／ｓ未満であると、粒界炭化物の形成によって延性及び衝撃靭性が急激に低下する恐れがあり、５℃／ｓを超えると、均一な微細組織が得られ難くなるため、冷却速度は１〜５℃／ｓとすることが好ましい。上記冷却開始温度は、特に規定したものではなく、仕上げ熱間圧延後の温度を意味し、冷却終了温度は、常温まで冷却が完了する地点を意味する。
【００４１】
上記冷却された鋼材に対して冷間加工を行う。上記冷間加工は、冷間伸線用ダイスを用いることが好ましく、このとき、冷間減面率は１０〜３０％とすることが好ましい。上記冷間減面率が１０％未満であると、本発明で実現しようとする強度が得られ難くなり、３０％を超えると、要求される強度の範囲を超えて、延性が大きく低下するため、冷間減面率は１０〜３０％とすることが好ましい。
【００４２】
本発明の線材は、上述したように、目標の強度と低温衝撃靭性を得るために、オーステナイト結晶粒内に変形双晶が１〜８％の体積分率で形成されることが好ましく、上記線材の変形双晶の厚さは１５〜３５ｎｍであり、その双晶のラメラ間隔は４０〜１００ｎｍの範囲を有することが好ましい。これは、上記冷間伸線時に冷間減面率を制御することによって、達成することができる。
【００４３】
本発明の線材は、引張強度が１４００〜１６００ＭＰａであり、常温及び−４０℃でも１００〜１５０Ｊ／ｃｍ２範囲の衝撃値を得ることができる。
【実施例】
【００４４】
以下、本発明の実施例について詳細に説明する。下記実施例は、本発明の理解のためのものであるだけで、本発明を限定するものではない。
【００４５】
（実施例）
下記表１の組成成分を有する溶鋼を鋳造して鋼材を得た後、これを１０００℃に再加熱して熱間圧延を行った。さらに、８００℃で最終線材圧延を行い、下記表２に記載の冷却速度で冷却して直径２０ｍｍの線材を製造した。得られたそれぞれの線材に対してオーステナイト結晶粒度を測定し、表２に示した。
【００４６】
その後、上記のように製造された線材を表２の減面率で冷間伸線加工を行った後、引張強度と衝撃値を測定して表２に示した。
【００４７】
下記表２において、オーステナイト結晶粒度は、画像分析器（Ｉｍａｇｅ  Ａｎａｌｙｚｅｒ）を用いて測定し、変形双晶の厚さ、ラメラ間隔及び体積分率は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）と後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）装備を用いて測定し、集合組織も後方散乱電子回折（ＥＢＳＤ）装備を用いて分析した。そして、常温引張試験では、クロスヘッド速度（Ｃｒｏｓｓ  Ｈｅａｄ  Ｓｐｅｅｄ）を降伏点までは０．９ｍｍ／ｍｉｎ、その後は６ｍｍ／ｍｉｎの速度で行って引張強度と延伸率を測定した。また、衝撃試験は、試片に衝撃を加えるストライカーエッジ（Ｓｔｒｉｋｅｒ  Ｅｄｇｅ）部の曲率が２ｍｍで試験容量が５００Ｊである衝撃試験機を用い、常温と−４０℃で行って測定した。
【００４８】
【表１】
2019502814.tif 000002
【００４９】
【表２】
2019502814.tif 000003
【００５０】
上記表１及び表２に示すように、鋼の組成成分が本発明の範囲内であり、且つ、関係式１（９＜Ｃ×Ｍｎ＜１１）を満たすとともに、本願発明の製造方法を満たす発明例１〜６では、オーステナイト単相組織が得られ、変形双晶の微細組織的特性を満たしており、機械的物性においても、１４００〜１６００ＭＰａの引張強度及び１００〜１５０Ｊ／ｃｍ２の衝撃値を示すことが分かる。これらの物性は、積層欠陥エネルギーが一定の水準に制御されることで、冷間伸線時には高い加工硬化によって目標の強度が得られ、低温衝撃時にはマルテンサイト変態によって衝撃が吸収されることによって得られる。
【００５１】
これに対して、比較例７と比較例１０のそれぞれは、炭素及びマンガンの含量が本発明の範囲を外れた場合で、関係式１を満たしていない。したがって、冷間伸線を行っても、転位の増殖及び変形双晶の形成が活発にならず、引張強度が目標の物性に到達しないことが分かる。
【００５２】
比較例８は、炭素含量が本発明の範囲を超えて外れた場合で、関係式１から大きく外れることから、転位の増殖及び変形双晶の形成が非常に活発に行われる程度に積層欠陥エネルギーが増加するようになる。これによって、冷間伸線時に加工硬化が急激に行われて、引張強度は目標を超えるようになるが、衝撃靭性は劣化することが分かる。
【００５３】
比較例９は、シリコンが本発明の範囲を超えて外れた場合で、関係式１を満たしてはいるが、シリコンの強化効果によって衝撃靭性は劣化することが分かる。
【００５４】
また、比較例１１は、鋼の組成成分は本発明の範囲を満たすが、関係式１が本発明の範囲を満たしていない場合で、冷間伸線時に加工硬化によって十分な強度は得られるものの、低温衝撃時にマルテンサイト相変態が起こらず、低温での衝撃靭性が急激に劣化することが分かる。
【００５５】
比較例１２は、鋼の組成成分及び関係式１が本発明の範囲を満たす場合であるが、製造工程における冷却速度が遅すぎて、オーステナイト結晶粒度が過度に大きくなった場合であり、その結果、粒界炭化物が生成して衝撃靭性が劣化することが分かる。比較例１３〜１５は、鋼の組成成分が本発明の範囲及び関係式１を満たすとともに、冷間伸線量が３０％を超える場合で、強度は急激に上昇するが、延性が低下し、その結果、衝撃靭性が非常に劣化することが分かる。
【国際調査報告】
2019502814.tif 000004
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